不同水韌處理工藝下鈮微合金化高錳鋼的組織演變和力學性能

于洪軍， 程福超， 馬澤天， 王永金， 陳俊豪， 陳正家， 宋傳頌馨

(1. 鞍山鋼鐵集團有限公司 大孤山球團廠， 遼寧 鞍山 114004；2. 北京科技大學 材料科學與工程學院， 北京 100083)

傳統高錳鋼(Hadfield steel)憑借其較高的加工硬化能力和耐磨性被廣泛應用在電鏟鏟齒、球磨機和破碎機襯板領域，但是傳統高錳鋼在低沖擊載荷下不能完全發揮出優秀的加工硬化能力，從而造成經濟損失[1-3]。因此如何延長耐磨件的使用壽命，提高經濟效益成為現在提高設備生產效率的一個關鍵因素與重要問題。目前，國內外研究者采用B、Cr、V、Nb、Ti和Mo等合金元素對傳統高錳鋼進行合金化，旨在提高高錳鋼的初始硬度和耐磨性，但是高含量的合金元素不僅成本高，而且在冶煉過程中比較難控制[4-5]。Nb能夠使高錳鋼的強度明顯增加，屈服強度提高將近1倍。在受到沖擊載荷時，鋼的強化速度提高很快，因而很耐磨。本文通過對高錳鋼進行Nb微合金化，研究了不同的水韌處理對高錳鋼組織演變、力學性能及斷裂行為的影響，獲得一種具有優異性能的耐磨高錳鋼。

1 試驗材料與方法

試驗采用中頻感應熔煉與鑄造法制備的鈮微合金化高錳鋼，鑄錠的化學成分(質量分數，%)為1.20C、14.20Mn、0.70Si、1.99Cr、0.037Nb，余量Fe。從鑄錠上取樣進行不同的水韌處理：①在1000、1050、1100和1150 ℃下保溫1.5 h后水冷到室溫；②在1100 ℃下分別保溫1.0、1.5和2.0 h，然后水冷至室溫。從不同水韌處理后的試驗鋼上切取金相試樣、拉伸試樣及標準U型缺口沖擊試樣，金相試樣經打磨拋光、4%硝酸酒精溶液腐蝕后，用ZEISS Imager M2光學顯微鏡和ZEISS EVO18掃描電鏡進行觀察，研究不同水韌處理條件下的顯微組織變化。依據GB/T 231.1—2012《金屬材料 布氏硬度試驗 第1部分：試驗方法》、GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》和GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，在室溫下利用布氏硬度計、擺錘試驗機和電子萬能試驗機測量不同水韌處理后試樣的硬度、沖擊吸收能量和強度，探究其在不同水韌處理條件下的力學性能變化，并對沖擊斷口形貌進行觀察，研究其斷裂機理。

2 試驗結果與分析

2.1 鑄態顯微組織

鈮微合金化高錳鋼在鑄態下具有很高的耐磨性，這得益于鈮元素可顯著細化鑄態組織，并在一定程度上阻礙網狀碳化物聚集在晶界處，而且在奧氏體組織中能夠形成含有鈮元素的高硬度碳化物NbC，提高基體初始硬度，從而提高力學性能。圖1為試驗鋼的鑄態顯微組織，主要由奧氏體和碳化物組成，其中分布在晶界處的網狀碳化物會影響試驗鋼的韌性與塑性。

圖1 鈮微合金化高錳鋼鑄態顯微組織Fig.1 Microstructure of the as-cast Nb-alloyed high manganese steel

2.2 水韌處理溫度對顯微組織的影響

圖2為試驗鋼在1000、1050、1100和1150 ℃保溫1.5 h水冷至室溫后的顯微組織。可以看出，鈮微合金化高錳鋼水韌處理后的主要組織為奧氏體和少量未溶碳化物，水韌處理溫度為1000～1100 ℃時，隨著溫度的上升，碳化物不斷溶入基體，而且晶粒沒有明顯長大。當水韌處理溫度為1150 ℃時，碳化物基本溶入奧氏體，但是晶粒明顯粗化，不利于試驗鋼的性能。水韌處理后的組織與鑄態時相比，原本呈網狀的粗大碳化物轉變為相對細小的條狀或點狀碳化物。水韌處理溫度在1100 ℃時，顯微組織中的碳化物基本溶解，且晶粒較為細小。利用掃描電鏡及能譜儀對在1100 ℃保溫1.5 h水冷的試樣進行觀察，結果如圖3所示。可以看出，顯微組織中的碳化物含有較多的Mn、Cr和Nb元素，說明這些合金元素容易在晶界處發生偏析，與C元素形成較復雜的碳化物，這些碳化物一般具有較高的硬度，能夠顯著提高試驗鋼的耐磨性能。

圖2 不同水韌處理溫度下試驗鋼的顯微組織Fig.2 Microstructure of the tested steel at different water toughening temperatures(a) 1000 ℃; (b) 1050 ℃; (c) 1100 ℃;(d) 1150 ℃

圖3 試驗鋼經1100 ℃水韌處理1.5 h后的SEM圖(a)和EDS結果(b)Fig.3 SEM image(a) and EDS analysis(b) of the tested steel after water toughening at 1100 ℃ for 1.5 h

2.3 水韌處理時間對顯微組織的影響

圖4為試驗鋼在1100 ℃下分別保溫1.0、1.5和2.0 h水冷至室溫后的顯微組織。可以看出，隨保溫時間的延長，晶界處和晶內的碳化物溶解得更加完全，由鑄態組織中呈網狀的碳化物轉化為呈點狀的碳化物，再由點狀的碳化物轉化為基本無碳化物，同時隨著保溫時間的延長，奧氏體晶粒也有長大的趨勢。

圖4 不同水韌處理時間下試驗鋼的顯微組織Fig.4 Microstructure of the tested steel under different water toughening time(a) 1.0 h; (b) 1.5 h; (c) 2.0 h

2.4 水韌處理對力學性能的影響

表1為不同水韌處理溫度和時間下試驗鋼的力學性能。可以看出：水韌處理時間相同時，隨著水韌處理溫度的上升，試驗鋼的強度和沖擊吸收能量呈現先上升后下降的趨勢，在1100 ℃時達到最大值；當水韌處理溫度不變時，強度和沖擊吸收能量呈現出相同的變化趨勢，在保溫時間為1.5 h時達到峰值。這是因為當水韌處理溫度為1100 ℃或水韌處理時間為1.5 h時，基體中的碳化物基本全部溶解在基體中，由于合金元素的固溶強化效果，提高了試驗鋼的力學性能，而且此時奧氏體晶粒較為細小，沒有明顯的長大，因此試驗鋼具備了較高的強度和韌性。當溫度為1150 ℃或保溫時間為2.0 h時，晶粒有明顯長大的趨勢，根據Hall-Petch效應，試驗鋼的強度有些許下降。

表1 不同水韌處理工藝下試驗鋼的力學性能

對不同水韌處理工藝下試驗鋼的沖擊斷口進行掃描電鏡觀察，如圖5所示。可以看出，鑄態試驗鋼的沖擊斷口存在明顯的微裂紋，且裂紋沿晶界延伸，說明晶界處存在的網狀碳化物嚴重惡化了試驗鋼的韌性，屬于脆性斷裂。隨著水韌處理溫度或時間的上升，斷口的韌窩數量不斷增多，出現了以細小韌窩為主的韌性斷裂，這是因為水韌處理過程中，晶界處碳化物的溶解增加了晶粒間的結合力，從而提高了試驗鋼的韌性。

3 結論

1) 鈮微合金化高錳鋼水韌處理后的組織由鑄態的奧氏體和大量網狀碳化物轉化為奧氏體和少量碳化物。當水韌處理時間為1.5 h時，隨著水韌處理溫度的升高，鑄態組織中原本的網狀碳化物轉變為條狀或點狀的碳化物，直至最終幾乎全部溶解在基體中，其強度和沖擊吸收能量都在1100 ℃時達到最大值。但當溫度升高至1150 ℃時，晶粒粗化較為嚴重，強度和沖擊吸收能量有所下降。

2) 當水韌處理溫度為1100 ℃時，隨著水韌處理時間的增加，鑄態組織中的碳化物不斷溶解，在1.5 h時碳化物基本溶解在基體中，其強度和沖擊吸收能量達到最大值。但水韌處理時間延長至2 h時，晶粒粗化較為嚴重，嚴重影響試驗鋼的性能。

3) 水韌處理后，試驗鋼的斷裂方式由脆性斷裂轉變為韌性斷裂，當水韌處理溫度為1100 ℃，水韌處理時間為1.5 h時，試驗鋼達到最佳的力學性能，抗拉強度為957.7 MPa，屈服強度為415.3 MPa，斷后伸長率為57.2%，沖擊吸收能量為298 J，硬度為222 HBW。